Полунепрерывное литье крупногабаритных слитков из алюминиевого сплава В96ц-3пч

• Автор: Ефремов, Вячеслав Петрович
• Шифр специальности: 05.16.04
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2012
• Место защиты: Екатеринбург
• Количество страниц: 173 с. : ил.

СОДЕРЖАНИЕ
ВВЕДЕНИЕ

1. ФАКТОРЫ, ВЛИЯЮЩИЕ НА ГОРЯЧЕЛОМКОСТЬ

АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ АпМвСи

1.1 Влияние металлургических факторов на горячеломкость

1.1.1 Влияние легирующих элементов на горячеломкость

1.1.2 Влияние содержания примесных элементов на горячеломкость

1.1.3 Влияние модифицирования на горячеломкость

1.2 Влияние технологических факторов на горячеломкость

1.3 Постановка задач

2. ОБЪЕКТЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Объекты исследования
2.1.1 Сплав Вц3
2.1.2 Сплав Вц3пч
2.1.3 Состав шихты и характеристики плавильного оборудования
2.2 Схемы отбора темплетов, вырезка из них образцов и
методики исследования
2.3 Исследование макроструктуры и структуры излома слитков
2.4 Исследование микроструктуры
2.5 Метод испытания на растяжение
2.6 Определение коэффициента поглощения ультразвуковых
колебаний
2.7 Оценка качества слитков алюминиевых деформируемых
сплавов Вц3 и Вц3пч с помощью технологической пробы
3. ВЛИЯНИЕ МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ НА
ПРОЦЕСС ПРИГОТОВЛЕНИЯ РАСПЛАВА К ЛИТЬЮ И НА СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА КРУПНОГАБАРИТНЫХ СЛИТКОВ ИЗ СПЛАВОВ Вц3 и Вц3пч
3.1 Влияние состава шихты на коэффициент поражнности дефек
тами и структуру слитков из сплавов системы АпМСи
3.2 Оптимизация химического состава сплавов Вц3 и Вц3пч
3.2.1 Влияния железа и кремния на образование горячих трещин
при отливке крупногабаритных слитков сплава Вц3пч
3.2.2 Влияние железа и марганца на образование горячих трещин
при отливке крупногабаритных слитков сплавов Вц
и Вц3пч
3.2.3 Влияние меди, магния и цинка на образование горячих
трещин при отливке крупногабаритных слитков сплавов системы АпМСи
3.3 Влияние параметров вакуумирования расплавов Вц3 и
Вц3пч на содержание цинка, водорода и образование пористости в слитках
3.4 Влияние модифицирования расплава на структуру
крупногабаритных слитков из сплавов Вц3 и Вц3пч
3.4.1 Модифицирование расплавов титаном, титаном и бором,
цирконием
3.4.2 Разработка состава и технологии приготовления
новой модифицирующей лигатуры А1ТГВ
3.5 Выводы по главе 3
4. ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ НА
СКЛОННОСТЬ СПЛАВОВ Вц3 И Вц3пч К ОБРАЗОВАНИЮ ГОРЯЧИХ ТРЕЩИН И НА СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА КРУПНОГАБАРИТНЫХ СЛИТКОВ
4.1 Особенности технологии полунепрерывного литья
крупногабаритных слитков
4.2 Влияние способа фильтрации расплавов на коэффициент
поражнности дефектами слитков
4.3 Влияние конструкции кристаллизатора и распределителей
расплава в лунке на качество крупногабаритных слитков
4.4 Глубина, профиль и тепловое поле лунки в крупногабаритных 5 цилиндрических слитках мм и слитках плоского сечения
4.4.1 Цилиндрический слиток мм
4.4.2 Плоский слиток сечением 5xмм
4.5 Выбор рационального режима гомогенизации крупногабарит 3 ных слитков сплава Вц3пч
4.6 Выводы по главе 4
5. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ДЕФОРМИРОВАННЫХ
ПОЛУФАБРИКАТОВ, ИЗГОТОВЛЕННЫХ ИЗ КРУПНОГАБАРИТНЫХ СЛИТКОВ ВЫСОКОПРОЧНОГО СПЛАВА Вц3пч
5.1 Макро и микроструктура полуфабрикатов
5.2 Механические свойства полуфабрикатов
5.3 Коррозионная стойкость
5.4 Вязкость разрушения
5.5 Скорость роста трещины усталости СРТУ
5.6 Малоцикловая усталость МЦУ
5.7 Тврдость и электропроводимость
5.8 Выводы по главе 5
ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Введение
Актуальность


Влияние состава на горячеломкость многокомпонентных сплавов объясняется соответствующими изменениями пластичности и линейной усадки в тврдожидком состоянии. В литературе часто приводятся противоречивые данные о сужении интервала хрупкости сплавов системы АпМСи. К сожалению, пока трудно теоретически предсказать какие элементы и в каких количествах необходимо вводить в сплав Вц3пч в целях снижения его горячеломкости. Например, при введении в сплавы системы А1пМСи добавки марганца уже небольшое содержание Мп 0,2 способствует значительному возрастанию горячеломкости сплавов, содержащих более 5,5 рис. Рис. Снижение горячеломкости сплава Вц3пч за счт изменения концентрации марганца и хрома ограничено, так как содержание этих добавок регламентировано довольно узкими пределами 0,0,. Влияние содержания примесных элементов на горячеломкость Примеси оказывают разнообразное и часто очень сильное действие на горячеломкость. Роль примесей неоднократно обсуждалась применительно к самым разным сплавам. Резкое уменьшение горячеломкости сплавов при изменении содержания примесей, повидимому, связано с рядом факторов. Главным из них является изменение количества эвтектики и отклонение в результате этого в ту или иную сторону от состава сплава, обладающего максимальной горячеломкостью. Кроме того, имеют значение формы роста дендритов и характер оттеснения примесей к границам зрен, определяющие изменение пластичности сплава в тврдожидком состоянии. Они могут расширить и сузить интервал хрупкости, увеличить и уменьшить относительное удлинение в нм. На развитие линейной усадки в интервале кристаллизации сплава примеси обычно не сказываются. Уменьшение горячеломкости происходит как при снижении содержания вредных примесей, так и при повышении их концентраций в сплаве. Одни и те же примеси, в зависимости от того, в каком сплаве они находятся, могут как усиливать, так и снижать горячеломкость. Так, например, алюминий марки А , А1 практически не склонен к образованию кристаллизационных трещин, а алюминий марки А , А1 весьма горячеломок. Обусловлено это тем, что при кристаллизации алюминия марки А по границам зрен образуется тонкий слой жидкой фазы, обогащнной кремнием и железом. Этот слой создат интервал хрупкости в тврдожидком состоянии величиной около С, в котором и возникают кристаллизационные трещины. Сплавы, приготовленные на алюминии с повышенным содержанием железа и кремния А6, А7, менее горячеломки. У них толще прослойки жидкой фазы в интервале хрупкости и поэтому несколько выше относительное удлинение по сравнению со сплавами, приготовленными на чистом алюминии. Более распространенный способ снижения горячеломкости регулирование содержания примесей Бе и Б1 в сплаве. На рис. А1гпМСи на склонность к образованию кристаллизационных трещин. Видно, что по мере увеличения содержания склонность сплавов к образованию трещин возрастает. Увеличение содержания Ре несколько уменьшает эту тенденцию. Так, при введении в сплавы 0,3 Бе при содержании БК0,1 склонность к образованию трещин снижается с до 0 рис. Рис. Влияние примесей на склонность к образованию горячих трещин объясняется увеличением содержания легкоплавкой эвтектики до критического значения по мере повышения содержания до 0,4. Повидимому, присутствие Ре связывает в интерметалл ид, задерживая появление легкоплавкой эвтектики с Я8. В работе приводятся результаты влияния содержания примесей железа и кремния соотношения их концентраций в алюминиевых сплавах на нижную границу интервала хрупкости и величину относительного удлинения в нм за счт изменения количества и характера распределения эвтектической или перитекгической составляющих. В частности, для сплава В приводятся данные о температурной зависимости относительного удлинения и предела прочности в интервале плавления. Показано, что изменение соотношения примесей железа и кремния в сплаве В способно поднять нижную границу интервала хрупкости на С и тем самым сузить эффективный интервал кристаллизации сплава. Добаткин В. И. рекомендует в сплавах на основе алюминия при содержа
нии железа 0,,4 содержание кремния свести к минимуму .